鹽浴保護(hù)滲硼對滲氮30CrMnSi 鋼組織與硬度的影響

羅建芬，蔣憲邦*，袁 春

（1.安順學(xué)院電子與信息工程學(xué)院，貴州 安順 561000；2.中航貴州飛機(jī)有限責(zé)任公司，貴州 安順 561000）

硼在調(diào)質(zhì)鋼中的作用是通過極微少的有效含量就可以顯著提高鋼的淬透性，固溶態(tài)且少量的硼（0.001～0.005%）淬透性效果相當(dāng)于1.6%鎳、0.3%鉻和0.2%鉬，其效果是一般合金元素的幾百至上千倍[1]。30CrMnSi 鋼屬于調(diào)質(zhì)鋼，淬火后一般采用高溫回火，可以獲得良好的綜合力學(xué)性能[2]。在30CrMnSi 鋼中加入適量的硼，可以提高該鋼的淬透性，而且硼可以與30CrMnSi 鋼中的錳組合成Mn-B 系空冷貝氏體鋼，是一種熱加工后空冷所得組織為貝氏體或貝氏體/馬氏體復(fù)相組織的鋼[3]。免除了傳統(tǒng)的淬火回火工序，而且產(chǎn)品空冷硬化，強(qiáng)韌性好，綜合力學(xué)性能優(yōu)良，擴(kuò)大了該鋼的使用范圍[4]。

往鋼中加入硼有冶煉和熱擴(kuò)滲的方法，在鋼鐵冶煉時加入硼的工藝不易控制，主要原因有：①硼是極為活潑元素，冶煉過程極易被氧化，因此傳統(tǒng)硼鋼生產(chǎn)一般采用電爐生產(chǎn)，生產(chǎn)成本較高，不利于硼鋼的大規(guī)模推廣[5]。②液態(tài)金屬中的原子擴(kuò)散系數(shù)為10-7cm2/s，固態(tài)金屬中的原子擴(kuò)散系數(shù)為10-11～10-12cm2/s，即使在熔點附近的溫度，固態(tài)中的原子擴(kuò)散速度還比液態(tài)中的慢約10 萬倍[6]。硼鋼中的硼含量非常低，成份控制范圍在0.001%～0.002 5%，控制范圍比較窄，液態(tài)中的硼原子擴(kuò)散速度快，冶煉操作稍有不慎，極易造成硼含量超標(biāo)[7]。用熱擴(kuò)滲的方法往鋼中加入硼的工藝容易控制，固態(tài)中的硼原子擴(kuò)散速度慢，容易控制硼的滲入量，不易造成整個鋼鐵工件硼含量超標(biāo)。

鋼鐵工件滲硼后，從表面到內(nèi)部依次為：硼化物層（FeB 和Fe2B）、過渡層（含硼的碳化物和含硼的固溶體）和基體[8]。硼化物層的硬度很高，但其脆性很大。而且，硼化物層與基體的結(jié)合方式主要是機(jī)械結(jié)合，這種結(jié)合方式很不牢固[9]，加之不同硼化物之間以及硼化物與基體之間的比容、膨脹系數(shù)不同，在受力與溫度變化的情況下，產(chǎn)生不利的殘余應(yīng)力，容易剝落和開裂。為了優(yōu)化滲層，可以把硼化物層打磨去除，用過渡層充當(dāng)材料表層。由于硼在γ-Fe 和ɑ-Fe 中的溶解度低于0.002%[10]，過渡層不易造成硼含量超標(biāo)，可以發(fā)揮硼在鋼鐵中的有益作用。

常見的鋼鐵滲硼方法可以分為氣體滲硼、液體滲硼（電解滲硼和鹽浴滲硼）、固體滲硼（粉末固體滲硼、粒狀固體滲硼和膏劑固體滲硼），以及固體氣相滲硼[11]。

鹽浴滲硼工藝的優(yōu)點是：①被加熱工件放于鹽浴內(nèi)加熱時，由于加熱介質(zhì)和工件緊密接觸，這就隔絕了工件與空氣的接觸，可以防止工件發(fā)生氧化、脫碳等缺陷；同時，工件從鹽浴中取出后，由于附著在工件表面上的介質(zhì)凝固，從而形成一保護(hù)層，這也杜絕工序間移動時產(chǎn)生氧化脫碳的可能性[12]。②原材料的成本一般比其他滲硼方式的低廉，獲得的滲硼層綜合性能較為穩(wěn)定且可以得到單相Fe2B，因此，鹽浴滲硼被用于許多相關(guān)工業(yè)生產(chǎn)中[13]。

常用的鹽浴滲硼溫度為900～1 000 ℃，滲硼時間為2～6 h[14]，雖然工件在鹽浴中被保護(hù)，不易氧化脫碳，但高溫能促使晶粒長大，為了抑制晶粒長大，可以對工件先滲氮再滲硼，而氮的加入會促進(jìn)大量氮化物的形成，常分布于晶界處，起到釘扎晶界，細(xì)化晶粒的作用[15]。

本實驗對30CrMnSi 鋼先滲氮再滲硼，探討優(yōu)化滲層的方法。

1 實驗部分

1.1 實驗材料

采用30CrMnSi 鋼作為實驗材料，其化學(xué)成分見表1。原材料加工成10 mm×10 mm×20 mm 的試樣。

表1 30CrMnSi 鋼的化學(xué)成分 wt%

1.2 滲氮工藝

按照質(zhì)量比準(zhǔn)確稱取60%（NH2）2CO、30%Na2CO3、10%K2CO3，將原料充分混合均勻后裝入陶瓷坩堝，把坩堝放在箱式電阻爐650 ℃的空氣中保溫，原料熔化成熔鹽后，把試樣放入熔鹽，用魚缸增氧泵連接銅管，打開增氧泵，把銅管插入熔鹽中通入空氣，發(fā)生如下反應(yīng)

空氣中的氧氣與熔鹽反應(yīng)，反應(yīng)產(chǎn)生的活性氮原子N 滲入試樣表面，滲氮時間為3 h。

1.3 滲硼工藝

按照質(zhì)量比準(zhǔn)確稱取90%Na2B4O7、10%B4C，將原料充分混合均勻后裝入陶瓷坩堝，把坩堝放在箱式電阻爐1 000 ℃的空氣中保溫，原料熔化成熔鹽后，把試樣放入熔鹽，發(fā)生如下反應(yīng)

反應(yīng)產(chǎn)生的活性硼原子B 滲入試樣表面，滲硼時間為10 min。

1.4 退火和正火工藝

30CrMnSi 鋼的相變溫度Ac3為830 ℃[16]，選取本實驗退火和正火的溫度為900 ℃。退火和正火的保溫時間為10 min。

把試樣涂抹熱處理保護(hù)涂料，以防加熱過程中氧化脫碳，再放在箱式電阻爐900 ℃空氣中保溫10 min，退火隨爐冷卻，正火出爐空冷。

1.5 實驗工藝

30CrMnSi 鋼的退火組織為鐵素體+珠光體，容易觀察晶粒和組織的大小，為了測試氮元素細(xì)化晶粒和組織的能力，設(shè)計工藝a、工藝b 和工藝c 為第一組實驗工藝。為了測試硼元素對淬透性的影響，以及氮元素抑制滲硼過程中晶粒長大的能力，設(shè)計工藝d、工藝e 和工藝f 為第二組實驗工藝。

第一組實驗工藝如下。

工藝a：退火。

工藝b：滲氮。

工藝c：滲氮+退火。

第二組實驗工藝如下。

工藝d：正火。

工藝e：滲硼+正火。

工藝f：滲氮+滲硼+正火。

1.6 金相試樣制備和觀察

金相試樣制備步驟：①把經(jīng)過第一、二組實驗工藝處理的試樣用線切割機(jī)床加工得到試樣的橫截面；②把橫截面鑲樣；③橫截面依次經(jīng)200～1 500 號金相砂紙打磨并拋光處理；④用4%硝酸酒精溶液腐蝕試樣拋光面以顯示金相組織。

用金相顯微鏡觀察試樣滲層的金相組織，并拍攝500 倍的金相圖片。

1.7 維氏硬度的測試

用顯微維氏硬度計測試金相試樣滲層的硬度，試驗載荷為0.49 kg，載荷保持時間為15 s，同一區(qū)域選取3 個壓痕點測試，取平均值為這個區(qū)域的硬度值。

2 結(jié)果與討論

2.1 第一組實驗工藝試樣的金相分析

圖1 為30CrMnSi 鋼退火的組織，組織由鐵素體和珠光體組成，白色部分為鐵素體，黑色部分為珠光體，鐵素體和珠光體的尺寸為20～30 μm。

圖1 試樣經(jīng)工藝a 處理的金相圖片

圖2 為30CrMnSi 鋼滲氮的滲層組織，從表面到內(nèi)部依次為氮化物層、過渡層和基體。最外層白亮部分為氮化物層，厚度約為50 μm，氮化物層主要由Fe2N、Fe3N 和Fe4N 組成[17]，過渡層主要由含氮的索氏體組成。

圖2 試樣經(jīng)工藝b 處理的金相圖片（滲層）

圖3 為30CrMnSi 鋼滲氮+退火的滲層組織，最外層白色部分為未完全溶解的氮化物層，過渡層由含氮的鐵素體和含氮的珠光體組成。

圖3 試樣經(jīng)工藝c 處理的金相圖片（滲層）

圖4 為30CrMnSi 鋼滲氮+退火的過渡層與基體之間的組織，過渡層與基體沒有明顯的界面。過渡層組織為含氮的鐵素體和含氮的珠光體，組織尺寸約為10 μm?；w組織為鐵素體和珠光體，組織尺寸為20～30 μm。添加氮元素后，鐵素體和珠光體都顯著細(xì)化。

圖4 試樣經(jīng)工藝c 處理的金相圖片（過渡層與基體之間的組織）

2.2 第二組實驗工藝試樣的金相分析

圖5 為30CrMnSi 鋼正火的組織，30CrMnSi 鋼的馬氏體開始轉(zhuǎn)變溫度Ms=365 ℃[18]，Ms 在350 ℃以上，馬氏體有明顯的自回火[19]，而且正火的空冷過程冷速慢，自回火進(jìn)行得充分，正火后得到條束狀的自回火馬氏體組織。

圖5 試樣經(jīng)工藝d 處理的金相圖片

圖6 為30CrMnSi 鋼滲硼+正火的滲層組織，從表面到內(nèi)部依次為硼化物層、過渡層和基體。最外層白亮部分為硼化物層，厚度約為40 μm。滲硼溫度為1 000 ℃的高溫，導(dǎo)致晶粒長大，過渡層得到粗大的條束狀組織。

圖6 試樣經(jīng)工藝e 處理的金相圖片（滲層）

自回火馬氏體與下貝氏體，2 種形態(tài)都呈現(xiàn)條束狀，相似的組織往往不易分辨，但細(xì)致的金相觀察，還是可以區(qū)分，自回火馬氏體析出的碳化物細(xì)，腐蝕后顏色淺。下貝氏體析出的碳化物粗，腐蝕后顏色深。一般下貝氏體比自回火馬氏體容易腐蝕[20]，顯得黑一些。圖6 過渡層粗大條束狀組織的顏色比圖5 條束狀自回火馬氏體組織的深，故推測圖6 過渡層粗大條束狀組織為下貝氏體。

過渡層形成下貝氏體組織，主要與其中的錳和硼元素有關(guān)，錳抑制Fe3C 形核[21]，硼抑制ɑ-Fe 形核[22]，錳和硼都能提高鋼的淬透性。而且錳在一定含量時，可將過冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變曲線中的高溫鐵素體和珠光體轉(zhuǎn)變與中溫貝氏體轉(zhuǎn)變分離開來。錳同時推遲珠光體和貝氏體轉(zhuǎn)變，而且推遲前者的作用更為劇烈[23]。

硼可以與30CrMnSi 鋼中的錳組合成Mn-B 系空冷貝氏體鋼。Mn 與B 結(jié)合，使高溫鐵素體和珠光體轉(zhuǎn)變的孕育期明顯長于中溫貝氏體轉(zhuǎn)變的孕育期，空冷容易發(fā)生貝氏體相變[24]，所以30CrMnSi 鋼滲硼+正火的過渡層得到下貝氏體組織。

圖7 為30CrMnSi 鋼滲氮+滲硼+正火的滲層組織，從表面到內(nèi)部依次為硼化物層、過渡層和基體。最外層白亮部分為硼化物層，厚度約為40 μm，硼化物層與過渡層有明顯的界面。過渡層得到白色的晶粒，晶粒尺寸約為10 μm。過渡層含有氮元素，氮元素細(xì)化晶粒，而且提高鋼的抗腐蝕能力[25]，4%硝酸酒精難以腐蝕，所以晶粒呈現(xiàn)白色。

圖7 試樣經(jīng)工藝f 處理的金相圖片（滲層）

2.3 維氏硬度分析

第二組實驗工藝處理的試樣，其維氏硬度值見表2。

表2 第二組實驗工藝試樣的維氏硬度值

工藝d 的試樣得到自回火馬氏體組織，硬度值為469。

工藝e 的試樣過渡層得到下貝氏體組織，由于錳顯著降低貝氏體相變驅(qū)動力，使貝氏體相變溫度降低[26]，貝氏體相變溫度越低，硬度越高[27]。下貝氏體組織的硬度比自回火馬氏體組織的提高了79。

工藝f 的試樣過渡層硬度比工藝d 的提高了19，氮在γ-Fe 中的溶解能力遠(yuǎn)大于ɑ-Fe 中的溶解能力。氮在γ-Fe 中的最大溶解度在650°C 為2.8%，溶解度隨溫度升高而下降。氮在ɑ-Fe 中的最大溶解度在590 ℃為0.1%[28]，溶解度隨溫度下降而下降，在室溫時，溶解度是10-4[29]。正火的空冷過程，γ-Fe 轉(zhuǎn)變?yōu)楱?Fe，氮原子溶解度下降，空冷速度較淬火慢，氮原子來得及從晶格析出，固溶強(qiáng)化效果降低，所以硬度提高不大。

3 結(jié)論

1）硼化物層與過渡層有明顯的界面，而過渡層與基體沒有明顯的界面，結(jié)合更牢固，可以把硼化物層打磨去除，用過渡層充當(dāng)材料表層。

2）硼與30CrMnSi 鋼中的錳組合形成Mn-B 系空冷貝氏體鋼，不需要淬火，空冷就能得到高硬度過渡層。

3）本實驗的最佳工藝為工藝f，鹽浴保護(hù)滲硼之前滲氮，可以細(xì)化滲硼后的過渡層晶粒，并提高過渡層的抗腐蝕能力。